JP5825189B2 - 伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた引張強度７００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものである。

近年、地球環境保全の一つとして、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。燃費改善対策として、車体材料の高強度化による薄肉化を図り、車体軽量化、部品の一体成型によるコストダウンのニーズが高まり、プレス成型性に優れた熱延高強度鋼板の開発が進められてきた。従来、加工用熱延鋼板としては伸びに優れたフェライト・マルテンサイトの複相組織や穴拡げ性に優れたフェライトまたはベイナイトの単相組織で構成された熱延鋼板が開発されている。伸びと穴拡げ性を両立する技術として特許文献１では母相組織として焼戻しマルテンサイト及びフェライトまたは、焼戻しベイナイト及びフェライトとし、第二相がマルテンサイトの複相組織鋼板として伸びフランジ性に優れた鋼板を提示している。特許文献２では焼戻しベイナイト及びフェライトに微細析出物を含有させることで優れた強度と延性を両立する手法を提示している。

特開２００３−２４７０４５号公報 特開２０１０−１３８４４９号公報

自動車用鋼板の高強度化にともない、鋼板の低温靭性が劣化してくるため、自動車部材が寒冷地などで使用される際に不安が残るため、低温靭性も考慮しなければならない特性となっている。そのため、高強度熱延鋼板に要求される特性のひとつとして、延性脆性遷移温度が重要となっている。特許文献１の発明は、鋼板の伸びと穴拡げ性の向上を実現することを可能にしたものの、マルテンサイトを含有することで低温靭性が劣化し、延性脆性遷移温度が高温化してしまう。特許文献２ではベイナイトの組織分率を３０％以上４５％未満としているが、熱延の量産ラインでベイナイトの組織分率を制御することは空冷や温度制御の観点から困難であり、材質バラツキを生じる原因となる。さらに、引張強度７００ＭＰａ以上の熱延鋼板ではフェライト分率が５０％以上の場合で低温靭性が劣位となる傾向がある。

本発明は、伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた引張強度７００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、熱間仕上圧延後の冷却中にフェライト組織の作り込みを行い、その後の低温巻取りによって第二相の組織を一度ベイナイト組織とし、低温再加熱によりフェライト、焼戻しベイナイト混合組織とすることで、優れた伸びを確保しつつ、飛躍的に穴拡げ性を改善すること、また、高強度鋼板で課題となっている低温靭性を劣化させることなくこれを達成できることを見出した。そこで、焼戻しベイナイトとこれを製造しうる再加熱処理に着目し、検討を進めた結果、組織としては焼戻しベイナイト、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト量を規定すること、その焼戻し条件としては温度と時間のパラメータからなる式（１）を満たす条件で焼戻しを行うことにより優れた伸びを確保しつつ、飛躍的に高い穴拡げ性が得られることを見出した。さらに、処理温度に上限を設けることで、ベイナイトが粗大な炭化物に分解するのを抑制し、穴拡げ性の劣化を抑制ができることを見出した。また、相全体の平均結晶粒径を８．０μｍ以下にすることで焼戻しベイナイトとフェライトが微細に分散し、高い強度と優れた低温靭性を両立することがわかった。

即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で
Ｃ ：０．０２％以上、０．２０％以下，
Ｓｉ：０．１％以上、２．０％以下
Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下，
Ｐ ：０．１％以下，
Ｓ ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５％以下，
Ｎ ：０．０１％以下，
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２％以下
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
相分率が面積％で、焼戻しベイナイトが５０％以上、フェライトが１０％以上５０％未満、パーライトが１０％未満（０％を含む），焼戻しマルテンサイトが５％未満（０％を含む）からなる鋼組織を有し、相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ以下であることを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）質量％で
Ｃ ：０．０２％以上、０．２０％以下，
Ｓｉ：０．８％以上、２．０％以下，
Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下，
Ｐ ：０．１％以下，
Ｓ ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５％以下，
Ｎ ：０．０１％以下，
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２％以下
を含有し，
更に，質量％で
Ｎｂ：０．０１％以上，０．１０％以下，
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３％以下
Ｃｕ：０．０４％以上，１．４％以下，
Ｎｉ：０．０２％以上，３．０％以下，
Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
Ｖ：０．０２％以上，１．０％以下，
の１種以上を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
相分率が面積％で、焼戻しベイナイトが５０％以上、フェライトが１０％以上５０％未満、パーライトが１０％未満（０％を含む），焼戻しマルテンサイトが５％未満（０％を含む）からなる鋼組織を有し、相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ以下であることを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）上記（１）または（２）に記載の成分組成の鋳造スラブを１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、Ａｒ₃点以上、１１５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、１．５秒以内に冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５８０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５８０℃以下の温度で巻き取った後に、再度，式（１）に示す条件にて２００℃以上、７００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
５≦６．０×１０⁵×ｔ×ＥＸＰ（−９６００／（Ｔ＋２７３））≦２５００ （１）
Ｔ： 再加熱温度（℃）
ｔ：（再加熱温度−１００）℃以上の滞在時間（秒）
（４）上記（１）または（２）に記載の成分組成の鋳造スラブを１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、Ａｒ₃点以上、１１５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、１．５秒以内に冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以上、７５０℃以下の温度域まで冷却し、２秒以上、１０秒以下の空冷域を設け、さらに３０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５８０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５８０℃以下の温度で巻き取った鋼を、再度、式（１）に示す条件にて２００℃以上、７００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
５≦６．０×１０ ⁵ ×ｔ×ＥＸＰ（−９６００／（Ｔ＋２７３））≦２５００ （１）
Ｔ： 再加熱温度（℃）
ｔ：（再加熱温度−１００）℃以上の滞在時間（秒）

本発明は、引張強度７００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板において、熱間圧延後に巻き取った鋼を特定の温度範囲で再加熱することにより、低温靭性に優れ、組織間硬度差が減少し、伸び、穴拡げ性に優れた鋼板を製造することが可能となり、伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた引張強度７００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を提供することが可能となる。

実施例（本発明例、比較例）の焼戻しベイナイト分率と穴拡げ率の関係を示す図である。 実施例（本発明例、比較例）の相全体の平均粒径と延性−脆性遷移温度の関係を示す図である。 実施例（本発明例、比較例）の穴拡げ率と延性−脆性遷移温度のバランスを示す図である。

本発明は、熱間仕上圧延後の冷却中にフェライト組織の作り込みを行い、第二相は一度ベイナイト組織とした後、再加熱により焼戻しベイナイトの作り込みを行う鋼板で、焼戻しの再加熱条件を最適化することで組織としては、パーライトや、焼戻しの実施されていないベイナイトやマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの分率を極力低減させ、焼戻しベイナイトを適正量生成し、低温靭性に優れ、優れた伸びを確保しつつ、穴拡げ性を飛躍的に向上させた鋼板とするものである。

以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。

まず、本発明の成分の限定理由について述べる。以下、成分組成において％は質量％を意味する。

Ｃは強度上昇に有効な元素である。目的の強度を得るためには０．０２％以上含有する必要がある。好ましくは０．０６％以上とする。しかし、０．２０％超含有しているとベイナイト分率が上昇し加工性が劣化するので、０．２０％以下とする。

Ｓｉは予備脱酸に必要な元素であるとともに、固溶強化元素として強度上昇に有効である。目的の強度を得るためには、０．１％以上含有する必要がある。しかし、２．０％超とした場合、鋼板が脆性となり圧延が困難となるため、その上限は２．０％とする。

Ｍｎは焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効である。目的の強度を得るためには０．１％以上必要である。多量に添加することにより変態が遅くなるために冷却中のフェライト析出は難しくなるため、３．０％以下とする。

Ｐは不可避的に含有される不純物元素であり、低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。しかし、厳しい成形をうけ、また疲労特性も要求される自動車足回り部品に用いられるため、実使用されるためには、Ｐは好ましくは０．０２％以下とするのが好ましい。

ＳはＰと同様に不可避的に含有される不純物元素であり、多すぎるとＭｎＳ等の粗大な介在物となって成形性を劣化させるので、０．０１％以下とする必要がある。厳しい加工を受ける部品用途で、厳しい成形に耐えうる材質とするためには、０．００５％以下とすることが好ましい。

Ａｌは溶綱の脱酸に必要な元素であるので、その効果を得るには０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に添加すると、変態点を極度に上昇させ、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるため、その上限は０．０５％とする。

ＮはＣよりも高温にてＴｉと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉを減少させるばかりでなく、穴拡げ率のばらつきを増大させる大きなサイズのＴｉ窒化物を形成する。したがって極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる。

Ｔｉは析出効果により鋼板の強度上昇に寄与するだけでなく、ＴｉＳの析出によりＭｎＳなどの延伸介在物を無害化し、低温靭性や穴拡げ性を向上させることができる。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．２％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１％以上、０．２％以下とする。

さらに必要に応じて、以下の成分を含有することができる。

Ｎｂは本発明において、析出強化により強度を得る元素のひとつであり、添加することが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０１％未満では十分な強度増加の効果は得られず、一方、０．１０％超ではその効果は飽和する。以上の理由から、Ｎｂの含有量は、０．０１％以上、０．１０％以下とする。

Ｂは必要に応じて添加することにより粒界強度を増加させ、靭性を向上させることができる。Ｂの含有量が０．０００３％未満では十分な靭性向上効果は得られず、一方、０．００５０％より多く添加してもその効果は飽和するので、Ｂの添加量は０．０００３％以上、０．００５０％以下とする。

Ｃａは必要に応じて添加することにより、溶鋼脱酸に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために好適な元素であるとともに、溶鋼の脱硫のために鋼中Ｓを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して穴拡げ性を向上させる元素である。これらの効果は添加量が０．０００５％から得られるが、０．００３０％で飽和するため、Ｃａの含有量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。

ＣｕはＰとの複合添加により耐腐食性を向上する元素である。この作用をえるためには０．０４％以上添加することが望ましい。ただし、多量の添加は低温靭性の劣化を引き起こす、上限を１．４％とする。

Ｎｉは低温靭性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上添加することが望ましい。ただし、多量の添加はフェライト変態が遅れるため上限を３．０％とする。

Ｍｏはセメンタイトの生成を抑制し、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が望ましい。ただし、多量の添加はＭｏ炭化物の析出強化により延性が低下するため上限を０．５％とする。

Ｃｒは炭化物を形成し、強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。ただし、多量の添加は延性が低下するため上限を１．０％とする。

Ｖは炭化物を形成し、強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。ただし、多量の添加は延性が低下するため上限を１．０％とする。

次に、本発明の高強度熱延鋼板が具備すべき鋼組織について説明する。相分率は面積％を意味する。

一般に組織中にフェライトと、ベイナイトを形成し、複合組織とすると高強度で延性を確保できる。しかしながら、ベイナイトのような硬質相が組織中に導入されると穴拡げ性の著しい劣化がみられる。本発明者らは特定の温度領域で焼戻しを行った焼戻しベイナイトは、ベイナイトにより得られる強度や延性を大きく低下させることなく穴拡げ性を飛躍的に改善し、低温靭性が向上することを見出した。この焼戻しベイナイトの効果を得るためには、焼戻しベイナイト分率で５０％以上含有する必要があり、これ未満では、穴拡げ性と低温靭性の向上効果が小さい。このとき、優れた伸びを得るためにはフェライトの分率が１０％以上であることが必要であるが、５０％を超えると低温靭性を劣化させるため、１０％以上、５０％未満とする。焼戻しマルテンサイトが組織中に残存するとこれが起点となって穴拡げ加工時に割れが発生するため焼戻しマルテンサイト量は５％未満（０％を含む）とする必要がある。パーライトも焼戻しマルテンサイト同様に、穴拡げ性に有害となるが、焼戻しマルテンサイトよりも劣化の影響は小さいため、パーライト量は１０％未満（０％を含む）とする。また、高い強度と優れた低温靭性を両立するためには、焼戻しベイナイトとフェライトを微細分散させることが必要となるために、相全体の平均結晶粒径を８．０μｍ以下にする。

次に製造方法について説明する。

上記本発明の化学組成を有する鋳造スラブを熱間圧延するに際し、まず鋳造スラブを１２００℃以上に加熱する。１２００℃未満で鋳造スラブ等を加熱した場合にＴｉを含む析出物がスラブ中に十分に溶解せずに粗大化し、Ｔｉの析出物による析出強化能が得られなくなることに加え、これらが鋼材中に粗大な析出物として最後まで残留するため、穴拡げ性を劣化させるためである。仕上圧延終了温度はフェライトの生成を防ぎ、穴拡げ性を良好にするためＡｒ₃点以上とする必要がある。しかしあまり高温にすると相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ超となり、低温靭性劣化を招くため、１１５０℃以下とする必要がある。また、仕上圧延後の冷却は１．５秒以内に開始させる必要があり、これを超えると相全体の平均粒径は８．０μｍを超え、低温靭性が劣化する。

仕上圧延後の連続冷却中に空冷域を設けない場合では特に穴拡げ性に優れた材質が得られる。これを目的とするときは、仕上圧延後に冷却を１．５秒以内に開始させ、結晶粒の粗大化やパーライト変態を抑制するために３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５８０℃以下まで冷却し、巻取温度を３００℃以上、５８０℃以下とする。これにより、パーライトの析出を１０％未満に抑制し、ベイナイト変態させて熱延後の再加熱で焼戻しベイナイトを５０％以上とすることができる。また、スラブ加熱温度・仕上げ終了温度の好適化とあいまって相全体の平均結晶粒径を８．０μｍとすることができる。巻取温度を３００℃以上とすることで、再加熱後の焼戻しマルテンサイト量を５％未満、フェライト量を１０％以上とすることができる。また巻取温度を５８０℃以下とすることで、フェライト量を５０％未満とすることができる。

仕上圧延後の連続冷却中に空冷域を設けた場合、冷却で得られる母相組織制御においてフェライト相の含有率を増加させ、延性を向上させるために有効である。これを目的とするときは、仕上圧延後に冷却を１．５秒以内に開始させ、結晶粒の粗大化やパーライト変態を抑制するために３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以上、７５０以下の温度域まで冷却し、空冷域を設けることが必要である。空冷温度が６００℃未満では穴拡げ性に有害なパーライトが早期より発生するため、６００℃以上が好ましく、７５０℃超ではフェライト生成が遅く、空冷の効果が得られない。空冷時間としては空冷開始２秒後からフェライトの生成が始まるため、２秒以上確保する必要があるが、１０秒以上空冷してしまうとパーライトの析出が開始するため、１０秒以下とする必要がある。空冷後は結晶粒の粗大化やパーライト変態を抑制するために３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５８０℃以下まで冷却し、巻取温度を３００℃以上、５８０℃以下とすることでパーライトの析出を抑制し、ベイナイト変態させる必要がある。

本発明の最も重要な製造方法の一つが、ベイナイト相の焼戻し条件である。焼戻しを過剰に行うとパーライト生成が過剰となるとともに焼戻しベイナイトが不足して材料の強度が低減し、狙いの強度が得られないばかりでなく、焼戻しによりベイナイト中のセメンタイトが粗大化するため、伸びや穴拡げ性が低減する。一方、焼戻しが不足すると焼戻しベイナイトが生成されず、ベイナイトが硬いままとなるため、フェライトなどの軟質相との相境界において亀裂が発生しやすくなり、穴拡げ性が低下する。本発明者らは検討を重ねた結果、下記式（１）に示す温度と時間の関数を開発し、再加熱温度が２００℃以上、７００℃以下でこの関数において式（１）中辺の値が５以上、２５００以下の条件で再加熱処理を行うことで、伸び、穴拡げ性、低温靭性に優れた特性を得ることができることを見出した。
５≦６．０×１０⁵×ｔ×ＥＸＰ（−９６００／（Ｔ＋２７３））≦２５００ （１）
Ｔ： 再加熱温度（℃）
ｔ：（再加熱温度−１００）℃以上の滞在時間（秒）

上記の再加熱処理条件の中で温度は重要な要素である。再加熱温度が２００℃未満では焼戻し効果が得られないため、再加熱温度は２００℃以上である必要がある。再加熱温度が７００℃を超えると組織の一部がオーステナイトへ変態し、その後の冷却において、焼戻しの実施されていないベイナイトや、マルテンサイトが生成される。これらは低温靭性や穴拡げ性を著しく劣化させる。したがって、再加熱においてオーステナイトへの変態を抑制する必要があるため、再加熱温度を２００℃以上、７００℃以下とする。加熱速度や冷却速度は問わず、急速に上げて徐冷しても、徐加熱して急冷してもよい。

再加熱処理は溶融亜鉛メッキのように亜鉛浴侵入時の鋼板が熱を受けるプロセスを利用したり、合金化溶融亜鉛メッキのように亜鉛を合金化する際に鋼板が熱を受けるプロセスを活用したり、熱延鋼板を単独でシートやコイル状で再加熱処理をしてもよい。

表１に示す成分組成を有する鋳造スラブを１２５０℃に加熱し、表２に示す温度で熱間圧延及びＲＯＴ冷却を施し、巻取った。その後、表面が熱延ままの場合については、熱間圧延で作り込んだ鋼板を再加熱温度の炉に挿入し、熱処理を行った後、炉冷により室温まで冷却を行った。表面が溶融亜鉛めっきの場合については、亜鉛浴に挿入する前の余熱を再加熱として活用し、合金化溶融亜鉛めっきの場合については合金化温度を再加熱温度とした。表２において、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。後述の表３も同様である。

このようにして得られた鋼板について光学顕微鏡を用いて各相の判定及び分率と結晶粒径の測定を行い、さらに、引張試験及び穴拡げ試験、シャルピー試験を行った。鋼板の引張試験については、鋼板の幅方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し、降伏強度：ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）、伸び：ＥＬ（％）を評価した。延性脆性遷移温度の測定はＪＩＳＺ２２４２で規定する２．５ｍｍサブサイズのＶノッチ試験片で、シャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率が５０％となる温度を延性脆性遷移温度とした。また、鋼板の最終板厚が２．５ｍｍ未満のものについては全厚で測定した。穴拡げ率：λ（％）については、ＩＳＯ１６６３０で規定する方法によって評価を行った。

本発明において、各相の判定及び分率の測定は以下のように実施した。なお、分率（％）は検査面での面積％を意味する。
（１）ベイナイト、フェライト、パーライト
ナイタールで腐食後、鋼板の熱延方向断面の１／４厚の位置を光学顕微鏡にて観察し、それぞれの組織を同定した。
（２）焼戻しベイナイト
鋼板の熱延方向断面の１／４厚の位置を電子顕微鏡にて観察し、ベイナイト組織中に微細炭化物が析出している組織を焼戻しベイナイト組織分率とした。
（３）マルテンサイト
再加熱後の鋼板にレペラーエッチングを行い、熱延方向断面の１／４厚の位置の組織を光学顕微鏡にて観察し、白色部を（再加熱後）マルテンサイト組織として分率を測定した。
（４）焼戻しマルテンサイト
再加熱前の鋼板にレペラーエッチングを行い、熱延方向断面の１／４厚の位置の組織を光学顕微鏡にて観察し、白色部を再加熱前マルテンサイト組織とした。次に、再加熱前マルテンサイト組織から上記再加熱後マルテンサイト組織を引いた減少分を焼戻しマルテンサイト分率とした。
（５）平均粒径
平均粒径は、板厚の１／４の深さの部位でＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が１０００個以上測定できる領域で測定し、隣接するピクセル間の結晶方位の角度差が５度以上の場合を粒界とみなしたとき、結晶粒と同じ面積の円の直径で粒径を示し、Ａｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎ法により平均値を算出した。

表３に組織と材質の評価結果を示す。また、本発明例と比較例に基づき、焼戻しベイナイト分率と穴拡げ率の関係を図１に示し、相全体の平均粒径と延性−脆性遷移温度の関係を図２に示し、穴拡げ率と延性−脆性遷移温度のバランスを図３に示す。

表３及び図１，２，３に示すように、本発明例はいずれも組織分率で焼戻しベイナイト分率が５０％以上で、相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ以下であり、延性‐脆性遷移温度が−４０℃以下で穴拡げ率６０％以上を満たしている。比較例１、９、と４２は巻取温度が低く、組織分率で焼戻しマルテンサイトが５％以上残存しており、穴拡げ率が本発明例よりも劣っている。比較例２３は巻取温度が高く、フェライト分率が５０％以上となっているために遷移温度が−４０℃以上となっている。比較例５３は仕上温度が高く、比較例６４は仕上圧延後の冷却開始時間が１．５秒超であり、相全体の結晶粒径が８．０μｍ以上となり、遷移温度が−４０℃以上となっている。比較例９、１４、４１、４９は再加熱条件で式（１）左辺を満たしていないために焼戻しベイナイトが生成しておらず、比較例２１、３２、４８、５９は再加熱条件で式（１）右辺を満たしていないためにパーライトが過剰に生成し、一部は焼戻しベイナイト分率が低く、結果としていずれも穴拡げ率や遷移温度が本発明例と比較して劣っている。比較例６７は、再加熱温度が７００℃超となっているため、パーライトが析出し、穴拡げ率が低い。

Claims (4)

1. 質量％で
   Ｃ ：０．０２％以上、０．２０％以下，
   Ｓｉ：０．１％以上、２．０％以下，
   Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下，
   Ｐ ：０．１％以下，
   Ｓ ：０．０１％以下，
   Ａｌ：０．００５％以上、０．０５％以下，
   Ｎ ：０．０１％以下，
   Ｔｉ：０．０１％以上、０．２％以下
   を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   相分率が面積％で、焼戻しベイナイトが５０％以上、フェライトが１０％以上５０％未満、パーライトが１０％未満（０％を含む），焼戻しマルテンサイトが５％未満（０％を含む）からなる鋼組織を有し、相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ以下であることを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
2. 質量％で
   Ｃ ：０．０２％以上、０．２０％以下，
   Ｓｉ：０．８％以上、２．０％以下，
   Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下，
   Ｐ ：０．１％以下，
   Ｓ ：０．０１％以下，
   Ａｌ：０．００５％以上、０．０５％以下，
   Ｎ ：０．０１％以下，
   Ｔｉ：０．０１％以上、０．２％以下
   を含有し，
   更に，質量％で
   Ｎｂ：０．０１％以上，０．１０％以下，
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３％以下
   Ｃｕ：０．０４％以上，１．４％以下，
   Ｎｉ：０．０２％以上，３．０％以下，
   Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
   Ｖ：０．０２％以上，１．０％以下，
   の１種以上を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   相分率が面積％で、焼戻しベイナイトが５０％以上、フェライトが１０％以上５０％未満、パーライトが１０％未満（０％を含む），焼戻しマルテンサイトが５％未満（０％を含む）からなる鋼組織を有し、相全体の平均結晶粒径が８．０μｍ以下であることを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の成分組成の鋳造スラブを１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、Ａｒ₃点以上、１１５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、１．５秒以内に冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５８０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５８０℃以下の温度で巻き取った後に、再度，式（１）に示す条件にて２００℃以上、７００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
   ５≦６．０×１０⁵×ｔ×ＥＸＰ（−９６００／（Ｔ＋２７３））≦２５００ （１）
   Ｔ： 再加熱温度（℃）
   ｔ：（再加熱温度−１００）℃以上の滞在時間（秒）
4. 請求項１または請求項２に記載の成分組成の鋳造スラブを１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、Ａｒ₃点以上、１１５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、１．５秒以内に冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以上、７５０℃以下の温度域まで冷却し、２秒以上、１０秒以下の空冷域を設け、さらに３０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５８０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５８０℃以下の温度で巻き取った鋼を、再度、式（１）に示す条件にて２００℃以上、７００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
   ５≦６．０×１０ ⁵ ×ｔ×ＥＸＰ（−９６００／（Ｔ＋２７３））≦２５００ （１）
   Ｔ： 再加熱温度（℃）
   ｔ：（再加熱温度−１００）℃以上の滞在時間（秒）

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